鈦合金的密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕、高溫性能好和無磁性，是一種重要的結(jié)構(gòu)材料和功能材料[1,2] 目前鈦合金TC4(Ti-6Al-4V)的應(yīng)用量最大，占鈦合金使用量的70%~80% TC4鈦合金是一種α+β型合金，其綜合性能優(yōu)異、適用溫度范圍廣且可通過熱處理進(jìn)行強(qiáng)化，廣泛應(yīng)用在航空航天工業(yè)[3,4] 目前飛機(jī)機(jī)身的結(jié)構(gòu)梁、發(fā)動機(jī)葉片以及機(jī)翼零件大多用TC4鈦合金制造，因此對其顯微組織和力學(xué)性能的要求較高[5] 制備鈦合金的傳統(tǒng)方法—真空自耗電弧爐熔煉法(VAR，Vacuum arc remelting)，其生產(chǎn)周期長[6]、容易產(chǎn)生組織缺陷、化學(xué)成分均勻性差且不能充分去除低密度和高密度夾雜[7] 電子束冷床熔煉技術(shù)(EBCHM，Electron beam cold hearth melting)是一種先進(jìn)的熔煉技術(shù)[8,9]，與VAR法和EBCHM法相比能大幅度縮短生產(chǎn)周期，保證合金元素均勻化和避免偏析，尤其是能有效去除易揮發(fā)雜質(zhì)和低、高密度夾雜[10,11] 國內(nèi)外學(xué)者對電子束冷床爐熔煉TC4鈦合金的研究較多 李育賢和楊春麗[12]研究了EB爐熔煉對不同形態(tài)鈦合金中殘鈦含氧量和揮發(fā)損失的影響 雷文光和毛小南等[13,15]對EB爐熔煉TC4鈦合金連鑄凝固過程進(jìn)行了數(shù)值模擬，并研究了EB爐熔煉TC4合金鑄錠的成分均勻性 彭鵬[16]，劉強(qiáng)[17]等用數(shù)值模擬技術(shù)研究了Ti-6Al-4V鑄錠在EBCHM過程中澆鑄溫度和凝固速度對凝固組織的影響 趙帥[18]研究了單向和換向熱軋工藝對EB爐熔煉TC4鈦合金板材顯微組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)熱軋換向次數(shù)的增加使其其各向異性降低，而換向二次熱軋的板材綜合性能最優(yōu) S.V. Akhonin等[19]建立了EB爐熔煉TC4鈦合金過程中鋁蒸發(fā)動力學(xué)的數(shù)學(xué)模型，可預(yù)測工藝參數(shù)和爐料組成對最終鑄錠化學(xué)成分的影響 本文用電子束冷床熔煉TC4鈦合金熱軋板材，研究退火溫度對顯微組織、織構(gòu)及力學(xué)性能的影響

1 實(shí)驗方法

實(shí)驗用材料是用EB爐熔煉的TC4鈦合金扁錠，尺寸為880 mm×1248 mm×201 mm 用連續(xù)升溫金相法測得其相變溫度為995±5℃ 將初始扁錠進(jìn)行單相區(qū)三火次多道次換向熱軋，得到厚度為8 mm的TC4鈦合金板材 原始組織為雙態(tài)組織，由等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成 TC4鈦合金主要元素的含量，列于表1

Table 1

表1

表1TC4鈦合金主要元素含量

Table 1The main element content of Ti-6Al-4V alloy

Component	Al	V	Fe	C	H	O
Percentage (%, mass fraction)	5.92	4.27	0.07	0.05	0.004	0.4

為了研究退火溫度對TC4鈦合金的顯微組織、織構(gòu)及力學(xué)性能的影響，按照TC4鈦合金的使用條件[20]和常用退火規(guī)范[21]將退火溫度確定為：750℃、800℃、850℃、900℃ 退火工藝曲線在圖1中給出

圖1



圖1TC4鈦合金的退火熱處理工藝

Fig.1Annealing heat treatment process diagram of TC4 titanium alloy

為了分析原始軋態(tài)試樣和在不同溫度退火后試樣的顯微組織和織構(gòu)，在板材的RD-ND面切取試樣，取樣位置如圖2所示(板材的軋向定義為RD，橫向定義為TD，垂直于RD-TD平面方向定義為ND) 將試樣預(yù)磨和機(jī)械拋光后使用體積比為HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7的腐蝕溶液對其腐蝕，用OLYMPUS PMG3型倒置式金相顯微鏡觀察金相組織 使用體積比為HClO4∶CH3COOH=2∶8的電解液對EBSD試樣進(jìn)行電解拋光 沿軋向RD和橫向TD取加工標(biāo)距段直徑為3 mm、長度為25 mm的拉伸試樣，在萬能拉伸強(qiáng)度試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸和高溫(400℃)拉伸，應(yīng)變速率為0.00025 s-1(GB/T228.1-2015)

圖2



圖2TC4鈦合金的取樣示意圖

Fig.2Schematic diagram of TC4 titanium alloy sampling

2 實(shí)驗結(jié)果和分析2.1 在不同溫度退火后合金的顯微組織和微觀織構(gòu)演變

圖3給出了用EB爐熔煉的TC4鈦合金在不同溫度退火后的金相組織 可以看出，原始軋態(tài)組織為雙態(tài)組織，由初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成；在不同退火溫度以后合金顯微組織發(fā)生變化，初生α相與轉(zhuǎn)變β相的相對含量變化[22] 隨著退火溫度的提高片狀拉長的α相含量逐漸降低，等軸α相的含量逐漸提高，出現(xiàn)少量長寬比較高的次生α相，部分長條狀的α相斷裂為短棒狀并趨向于球化態(tài) 原始軋態(tài)試樣的顯微組織，由大量片狀的α相和部分β轉(zhuǎn)變相組成且表面有顯著的軋制流向，片狀拉長的α相沿軋向成集束分布，其中彌散分布著少量等軸α相(圖3a) 與原始軋態(tài)試樣相比，在750℃退火(圖3b)使晶粒細(xì)化，等軸α相的含量提高，流動應(yīng)力使破碎的棒狀α相數(shù)量較多并伴有少量的β相；在800℃退火后(圖3c)灰暗的晶間β相含量有所提高，出現(xiàn)較多短棒狀的次生α相；在850℃退火后顯微組織顯著變化(圖3d)，軋制流向基本消失，長條狀α相的含量明顯降低，等軸α相的含量提高；在900℃退火后(圖3e)軋制流向完全消失，組織類型轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織 同時，流動應(yīng)力破碎所得的短棒狀α相為再結(jié)晶提供了更多的形核點(diǎn)[23]，新晶粒相互吞食而長大，因此出現(xiàn)了更加粗大的α相 在α+β兩相區(qū)退火后的冷卻過程中生成的次生α相具有較好的強(qiáng)化作用[24]，片層狀α相阻礙了部分位錯的滑移，而細(xì)小的等軸狀初生α相則在提高強(qiáng)度的同時使試樣具有較高的塑性[25,26]

圖3



圖3在不同溫度退火的TC4鈦合金的顯微組織

Fig.3Microstructure of TC4 titanium alloy annealed at different temperatures (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃

圖4是給出了再結(jié)晶晶粒的分布，紅色部分為畸變晶粒、黃色部分為亞結(jié)構(gòu)，藍(lán)色部分為再結(jié)晶晶粒 隨著退火溫度的提高(圖4a~e)，再結(jié)晶的驅(qū)動力增大，有利于α相晶粒的充分再結(jié)晶和聚集長大 同時，三火軋制變形后的流動應(yīng)力將長條狀α相破碎為短棒狀α相，為再結(jié)晶形核提供了有利條件[23] 分布雜亂的細(xì)小晶粒相互吞食形成分布均勻的等軸態(tài)晶粒[27]，提高了合金的塑性 在900℃退火后晶粒整體的等軸化程度最高，無畸變晶粒含量達(dá)到約為42%的最大值(圖4f) 此時晶粒整體等軸化程度最高，與圖4e結(jié)果相符 在800℃和850℃退火后，合金的小角度晶界含量相近(圖6d)，但是在850℃退火后再結(jié)晶的含量有較大幅度的下降(圖4d) 對比圖3c和圖3d可見，大量長條狀的次生α相斷裂為短棒狀、球狀，使在850℃退火后的次生α相的含量提高、尺寸減小，分布更加密集 這些次生α相的尺寸和間距都較小，因此阻礙位錯重排構(gòu)成亞晶界，阻礙晶界遷移，反而阻礙了再結(jié)晶過程 其結(jié)果是，合金在850℃退火后雖然小角度晶界的含量與在800℃退火相比并未明顯降低，但是再結(jié)晶晶粒的含量卻大幅下降

圖4



圖4再結(jié)晶晶粒的分布

Fig.4Recrystallization grain distribution map (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃ (f) frequency of recrystallized grain distribution

圖5



圖5在不同溫度退火的TC4鈦合金的反極圖配色圖

Fig.5Inverse pole figure (IPF) maps of TC4 titanium alloy annealed at different temperatures (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃, (f) grain orientation distribution

圖6



圖6α晶粒的取向差分布

Fig.6Diagram of α grain Misorientation angle (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃

圖5給出了在不同溫度退火后TC4鈦合金試樣的反極圖配色圖，其中白色線條為小角度晶界(Low angle grain boundaries，LAGBs)LAGBs(2°~15°)，黑色線條為大角度晶界(High angle grain boundaries，HAGBs)HAGBs(≥15°)[28] 原始軋態(tài)試樣的α相取向集中在<0001>方向(圖5a)，表現(xiàn)出基面織構(gòu)的特征，有少量α相的取向靠近<1ˉ21ˉ0>，晶粒尺寸小且分布雜亂，有輕微的軋制流向 隨著退火溫度的提高α相晶粒的偏聚方向發(fā)生了變化，最終趨于<0001>方向(圖5a~e) 圖6給出了α晶粒取向差的分布，描述了在不同溫度退火后相鄰晶粒間的位向關(guān)系 小角度晶界的大量出現(xiàn)，標(biāo)志著形成了形變組織或者強(qiáng)織構(gòu) 結(jié)合圖5分析可見，隨著退火溫度的提高，小角度晶界含量的整體變化趨勢是逐漸降低(圖6a~e)，原始軋態(tài)和在800℃退火時的占比較高，分別為76.4%和69.5% 對于原始軋態(tài)試樣(圖6a)，三火軋制的大變形量使其內(nèi)部的位錯密度提高并產(chǎn)生位錯累積，表現(xiàn)為小角度晶界的占比較高 位錯累積到一定程度后會形成亞晶界且部分位錯被吸收，表現(xiàn)為小角度晶界向大角度晶界轉(zhuǎn)變，是小角度晶界的占比降低[29] 而在800℃退火后(圖6c)，再結(jié)晶生成的細(xì)小晶粒較多，使小角度晶界的占比提高，也與圖4中再結(jié)晶晶粒的分布頻率相符

室溫下的TC4鈦合金主要是由α相組成，α相為密排六方結(jié)構(gòu)，各向異性顯著，因此在變形過程中易出現(xiàn)織構(gòu) TC4鈦合金中常見織構(gòu)的類型主要是晶體學(xué)C軸集中于板材橫向的T型織構(gòu)和(0001)基面平行于板面的B型織構(gòu)[30] 圖7給出了TC4鈦合金在不同溫度退火后的極圖，可見都在{0002}基面出現(xiàn)了較強(qiáng)織構(gòu)特征 在不同溫度退火的試樣其織構(gòu)類型與α相的變體選擇有關(guān) 初生α相通過給次生α相提供形核位置、降低形核能量來影響次生α相的變體選擇，二者形成相近甚至相同的取向；初生α相含量的降低使變體選擇較弱，容易生成多種取向的次生α相集束，表現(xiàn)為新織構(gòu)的出現(xiàn)[31,32] 在原始軋態(tài)試樣的板面法向ND附近形成了較強(qiáng)的{0002}集中取向(圖7a)，C軸方向偏離ND向RD方向20°~30°，織構(gòu)類型為B型織構(gòu)；在750℃退火后(圖7b)，合金織構(gòu)的類型沒有改變，但是極密度值降低；在800℃退火后(圖7c)基面{0002}的織構(gòu)類型以B型織構(gòu)為主，但是出現(xiàn)了晶體學(xué)C軸在TD方向附近集中取向，為典型的T型織構(gòu)特征，整體表現(xiàn)為B型織構(gòu)和T型織構(gòu)組成的混合織構(gòu)類型 Warwick[33,34]等研究了Ti-6Al-4V鈦合金退火過程中織構(gòu)的演變，發(fā)現(xiàn)α相在再結(jié)晶過程中生成了織構(gòu)較弱的新晶粒，使退火前強(qiáng)烈的基面織構(gòu)明顯弱化 而在800℃退火后再結(jié)晶產(chǎn)生的新晶粒含量較高(圖4c)，晶粒取向分布雜亂，因此織構(gòu)強(qiáng)度比原始軋態(tài)大幅降低(圖7c) 同時，在800℃退火后合金的初生α相含量較低、β轉(zhuǎn)變組織含量較高(圖3c)，α相的變體選擇使組織中生成了大量取向各異的次生α相，表現(xiàn)為新織構(gòu)(T型織構(gòu))的出現(xiàn) Huang[35]等的研究表明，軋制后的退火過程中α相的基面織構(gòu)向橫向(TD)擴(kuò)展，與圖7a至圖7c的織構(gòu)演變規(guī)律相符；在850℃和900℃退火后(圖7d, e)，試樣基面{0002}的織構(gòu)類型轉(zhuǎn)變?yōu)锽型織構(gòu)，極密度值為最大值 在850℃退火后合金中的小角度晶界含量較高，比在800℃退火時只降低了0.4%(圖6c, d)，但是織構(gòu)強(qiáng)度最高，在800℃退火后織構(gòu)的強(qiáng)度最低 結(jié)合圖3d、圖4d和圖5d可見，在850℃退火后合金組織中含有大量尺寸較小、分布密集的次生α相 這些次生α相并未受再結(jié)晶影響，保持著相近或相同的晶體取向，使得合金的織構(gòu)強(qiáng)度最高 同時也表明，在850℃退火后合金的再結(jié)晶晶粒數(shù)量較低但是小角度晶界的占比較高 其原因是，大量尺寸較小、間距也較小的次生α相阻礙了再結(jié)晶的進(jìn)行

圖7



圖7在不同溫度退火的TC4鈦合金的極圖

Fig.7Pole figures of TC4 titanium alloy at different annealing temperatures (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃

具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)的金屬，其典型織構(gòu)位于φ2=0°或φ2=30°截面，因此本文選擇固定φ2截面，選取φ2=0°或φ2=30°截面進(jìn)行重點(diǎn)分析，如圖8所示 圖8給出了密排六方金屬中φ2=0°和φ2=30°ODF截面上重要取向的組分和位置，結(jié)合圖9確定了TC4鈦合金的初始織構(gòu)主要為ND//<0001>織構(gòu)，織構(gòu)組分為{0001}<101ˉ0>和{0001}<21ˉ1ˉ0>，是典型的基面織構(gòu) 綜合對比圖8和圖9可見，截面圖上許多極強(qiáng)度峰在圖8中找不到相應(yīng)的織構(gòu)組分 其原因是，在金屬的實(shí)際變形過程中產(chǎn)生的織構(gòu)與理論狀態(tài)下的織構(gòu)有一定不同，需要計算確定織構(gòu)成分 在Bunge系統(tǒng)中，取向分布函數(shù)中的歐拉角(φ1、Φ、φ2)與{hkil}<uvtw>有如

圖8



圖8密排六方金屬在φ2=0°和φ2=30°ODF截面上重要取向的組分及其位置[36]

Fig.8Composition and position of important orientation of hexagonal close-packed metal on the ODF section of φ2=0° and φ2=30°

圖9



圖9在不同溫度退火的TC4鈦合金的ODF圖

Fig.9The ODF diagrams of TC4 titanium alloy at different annealing temperatures (a) original rolling state; (b) annealing at 750℃; (c) annealing at 800℃ (d) annealing at 850℃; (e) annealing at 900℃

hkil=-32-120010-32-12000casinφ2sin?cosφ2sin?cos?

(1)

uvtw=23-1300230-23-13000cacosφ1cosφ2-sinφ1sinφ2cos?-cosφ1sinφ2-sinφ1cosφ2cos?sinφ1sin?

(2)

所示的對應(yīng)關(guān)系[30] 式中h，k，i，l為晶面指數(shù)；u，v，t，w為晶向指數(shù)；φ1，Φ，φ2為歐拉角

計算結(jié)果表明：對于原始軋態(tài)試樣(圖9a)，φ2=0°截面，較強(qiáng)織構(gòu)的成分為{0001}<31ˉ2ˉ0>和{0001}<98ˉ1ˉ0>，歐拉角分別為(25°，0°，0°)和(65°，0°，0°)；φ2=30°截面，較強(qiáng)織構(gòu)成分為{0001}<31ˉ2ˉ0>和{0001}<12ˉ10>，歐拉角分別為(10°，5°，30°)和(60°，0°，30°)；在750℃和800℃退火后的織構(gòu)成分沒有明顯的改變(圖9b, c)；在850℃退火后(圖9d)較強(qiáng)的織構(gòu)出現(xiàn)在φ2=30°截面，織構(gòu)成分為{11ˉ02}<12ˉ15>和{11ˉ02}<52ˉ3ˉ1>，歐拉角分別為(5°，50°，30°)和(70°，50°，30°)；在900℃退火后(圖9e)較強(qiáng)織構(gòu)位置有細(xì)微的改變，與原始軋態(tài)相比極密度峰值降低，但是整體上織構(gòu)成分并未發(fā)生明顯的變化 隨著退火溫度的提高試樣的織構(gòu)強(qiáng)度先提高后降低，織構(gòu)組分也發(fā)生了細(xì)微變化 這表明，在TC4鈦合金的退火過程中出現(xiàn)了織構(gòu)起伏效應(yīng)[37]

2.2 熱處理溫度對力學(xué)性能的影響

圖10給出了TC4鈦合金在不同溫度退火后的力學(xué)性能 可以看出，室溫拉伸性能、抗拉強(qiáng)度和伸長率比傳統(tǒng)鈦合金均有一定程度的提高(表2) 圖10a中沿TD方向軋制的試樣隨著退火溫度的提高抗拉強(qiáng)度先降低后提高，在900℃退火后取得最大值為944 MPa，比原始軋態(tài)提高了21 MPa 隨著退火溫度的提高屈服強(qiáng)度先降低后提高，在750℃退火后達(dá)到最大值905 MPa，比原始軋態(tài)提高了17 MPa 隨著退火溫度的提高(圖10b)，伸長率和收縮率的變化并不明顯 在800℃退火后斷后伸長率達(dá)到最大值17.5%，比原始軋態(tài)提高了1.5% 在900℃退火后斷面收縮率達(dá)到最大值47%，與原始軋態(tài)相近 隨著退火溫度的提高，沿RD方向軋制的試樣其抗拉強(qiáng)度始終約為965 MPa，屈服強(qiáng)度的變化趨勢是先提高后降低，在850℃退火后達(dá)到最小值811 MPa，比原始軋態(tài)降低了49 MPa 隨著退火溫度的提高斷后伸長率逐漸增大，在900℃退火后達(dá)到最大值20%，比原始軋態(tài)提高了3% 隨著退火溫度的提高斷面收縮率先降低后提高，在800℃退火后達(dá)到最小值43%

圖10



圖10退火溫度不同的TC4鈦合金的室溫拉伸性能

Fig.10Room temperature mechanical properties of TC4 titanium alloy at different annealing temperatures (a) variation trend of tensile strength and yield strength, (b) variation trend of elongation and shrinkage

Table 2

表2

表2GB/T3627-2007規(guī)定TC4板材室溫力學(xué)性能

Table 2Room temperature mechanical properties of standard TC4 titanium alloy sheet

Alloy grade	State	Thickness of plate/mm	Rm/MPa	Rp0.2/MPa	≥A/%
TC4	M	0.8~2.0	≥895	≥830	12
		>2.0~5.0			10
		>5.0~10.0			10
		10.0~25.0			8

對于沿TD方向軋制的合金試樣，在750℃退火后其強(qiáng)度與其他條件相比是最高的 結(jié)合圖3分析可見，顯微組織中不規(guī)則的次生α相含量最高使材料較難發(fā)生滑移，因此保持了較高的強(qiáng)度 對于沿RD方向軋制的TC4鈦合金試樣，退火溫度的提高使其屈服強(qiáng)度降低，但是對抗拉強(qiáng)度的影響較小，使材料的屈強(qiáng)比較低，提高了材料的可靠性

圖11給出了在不同溫度退火的TC4鈦合金的高溫拉伸(400℃)性能，可見其抗拉強(qiáng)度比傳統(tǒng)鈦合金提高了約20%(表3) 這種合金的力學(xué)性能其整體變化趨勢與室溫拉伸性能類似，但是抗拉強(qiáng)度降低了約20%，收縮率和伸長率分別提高了約30%和10% 沿TD方向軋制的試樣其抗拉強(qiáng)度隨著退火溫度的提高而提高，但是提高的幅度較小，總體約為720 MPa 隨著退火溫度的提高屈服強(qiáng)度逐漸降低，在900℃退火后達(dá)到最小值574 MPa，比原始軋態(tài)降低了62 MPa 隨著退火溫度的提高斷后伸長率和斷面收縮率先增大后減小，在800℃退火后其伸長率得到最大值18.5%，比原始軋態(tài)提高了3.5%，合金強(qiáng)化階段的時間占比最大(圖11d)，能最大限度地避免頸縮 在850℃退火后收縮率達(dá)到最大值65%，比原始軋態(tài)提高了3%，起合金的塑性最好 隨著退火溫度的提高沿RD方向軋制的試樣其抗拉強(qiáng)度保持在730 MPa左右，屈服強(qiáng)度逐漸降低 隨著退火溫度的提高斷后伸長率先增大后減小，在800℃退火后達(dá)到最大值23%，比原始軋態(tài)提高了2% 隨著退火溫度的提高斷面收縮率先減小后增大，在900℃退火后達(dá)到最大值64% 合金退火后較大程度地延長了強(qiáng)化階段(圖11c)，使其脆性提高 與TD方向和RD方向的試樣對比，在高溫下沿RD方向軋制的試樣其綜合力學(xué)性能較強(qiáng)，在不同溫度退火后其強(qiáng)度和塑性均有提高

圖11



圖11退火溫度不同的TC4鈦合金的高溫拉伸性能

Fig.11High temperature mechanical properties of TC4 titanium alloy at different annealing temperature (a) variation trend of tensile strength and yield strength, (b) variation trend of elongation and shrinkage, (c) stress-strain curve of sample of RD direction, (d) stress-strain curve sample of TD direction

Table 3

表3

表3GB/T3627-2007規(guī)定TC4板材高溫力學(xué)性能

Table 3High temperature mechanical properties of standard TC4 titanium alloy sheet

Alloy grade	Thickness of plate/mm	Temperature/℃	Rm/MPa
TC4	0.8~10	400	≥590

從圖10a和圖11a可以看出，在800℃退火后沿TD方向軋制試樣與沿RD方向軋制試樣的抗拉強(qiáng)度差輻最大，而李文淵[32]等研究發(fā)現(xiàn)織構(gòu)是導(dǎo)致鈦合金RD和TD兩個方向上強(qiáng)度出現(xiàn)差異的主要原因 此時鈦合金試樣中α相的取向介于<0001>與<1ˉ21ˉ0>之間(圖5c)，極密度值最低(圖7c)，試樣整體的織構(gòu)類型為B型織構(gòu)和T型織構(gòu)的混合織構(gòu)，擇優(yōu)取向最弱 這表明，在TC4鈦合金兩相區(qū)的退火熱處理對室溫和高溫拉伸強(qiáng)度的各向異性有顯著的影響 這與李文淵等的結(jié)果相符 但是，晶內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)通過對啟動滑移系形成阻礙減弱其各向異性的影響[32] 在不同溫度退火的試樣，無論是在室溫還是在高溫(400℃)條件下沿RD方向軋制的試樣其抗拉強(qiáng)度總是優(yōu)于沿TD方向軋制的試樣，而RD方向試樣的屈服強(qiáng)度卻總是低于TD方向試樣 黨鵬[38]等認(rèn)為，鈦合金的形變織構(gòu)具有擇優(yōu)反向，變形使晶格有序化，從而使垂直于變形方向的強(qiáng)度(尤其屈服強(qiáng)度)高于變形方向 這導(dǎo)致橫向屈服強(qiáng)度高于縱向屈服強(qiáng)度，橫向屈強(qiáng)比高于縱向屈強(qiáng)比 綜合對比室溫和高溫拉伸條件下的兩組試樣，可見沿RD方向軋制的試樣具有更高的強(qiáng)度和塑性 因此，沿RD方向(縱向)軋制的鈦合金板材更有利于沖壓成型，加工出的零件可靠性更高

3 結(jié)論

(1) 使用EB爐熔煉的TC4鈦合金其初始組織為雙態(tài)組織，由等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成 退火溫度的提高使合金顯微組織中等軸α相的含量提高而β轉(zhuǎn)變組織占比降低，在900℃退火后的組織其類型轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織

(2) TC4鈦合金的擇優(yōu)取向在基面，初始織構(gòu)主要為ND//<0001>織構(gòu)，織構(gòu)組分為{0001}<101ˉ0>和{0001}<21ˉ1ˉ0> 隨著退火溫度的提高織構(gòu)類型由B型織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)锽型織構(gòu)與T型織構(gòu)的混合織構(gòu)，最終再轉(zhuǎn)變?yōu)锽型織構(gòu) 織構(gòu)是使合金在RD和TD兩個方向強(qiáng)度不同的主要原因

(3) 退火溫度的提高，降低了TC4合金的屈強(qiáng)比和提高了塑性 在室溫拉伸條件下、900℃退火的合金其綜合力學(xué)性能最好；而在高溫(400℃)拉伸條件下，在850℃退火的合金其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率和斷面收縮率達(dá)到最佳匹配 無論是在室溫拉伸還是在高溫拉伸，沿RD方向軋制的試樣其綜合力學(xué)性能都優(yōu)于沿TD方向軋制的試樣

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